侯政良，王柱飛，張雪冬，郭巨壽，康鳳

（1.北方通用動(dòng)力集團(tuán)有限公司，山西 大同 037036；2.西南技術(shù)工程研究所，重慶 400039）

34CrNiMo6鋼是德國(guó)標(biāo)準(zhǔn)牌號(hào)中的一種高強(qiáng)結(jié)構(gòu)鋼，經(jīng)過(guò)調(diào)質(zhì)處理能夠得到良好的綜合力學(xué)性能[1]，目前廣泛用于制造截面較大、形狀復(fù)雜的主承力構(gòu)件，如發(fā)動(dòng)機(jī)曲軸、連桿、凸輪以及風(fēng)機(jī)主軸等[2—3]。這些構(gòu)件往往工況復(fù)雜、工作負(fù)荷大，因此對(duì)整體的性能要求很高[4]，不僅要求抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度以及伸長(zhǎng)率匹配合理，還要求材料的沖擊韌性和疲勞性能盡可能高，故合理的熱處理工藝非常重要[5—6]。文中通過(guò)熱處理工藝試驗(yàn)，研究不同工藝對(duì)34CrNiMo6鋼組織和性能的影響規(guī)律，以獲得材料適用的熱處理工藝。

1 試驗(yàn)

34CrNiMo6鋼化學(xué)成分見(jiàn)表1，經(jīng)電渣重熔后鍛打制備成Φ170 mm的棒材。退火后的原始組織見(jiàn)圖1?？芍w為珠光體和晶粒細(xì)小的鐵素體，呈均勻分布狀態(tài)，此外帶狀組織得到了完全的消除[7—8]。

由于使用該材料的產(chǎn)品多為大尺寸復(fù)雜結(jié)構(gòu)件，若直接進(jìn)行調(diào)質(zhì)處理，不僅會(huì)造成性能不均勻，對(duì)后續(xù)的加工也會(huì)造成不良影響[9]，因此，熱處理工藝采用預(yù)先熱處理（正火+高溫回火）→調(diào)質(zhì)熱處理（淬火+回火）的工藝。在預(yù)先熱處理中，正火的目的是細(xì)化晶粒，使曲軸整體組織均勻，消除碳化物顆粒[10]；而高溫回火的目的是消除正火冷卻時(shí)產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力。隨后，升溫過(guò)程中，在550 ℃時(shí)保溫3 h，以避免溫度不均勻，預(yù)先熱處理工藝見(jiàn)圖2。

表1 34CrNiMo6鋼化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.1 Chemical composition of steel 34CrNiMo6 (mass fraction) %

圖1 材料原始組織（500×）Fig.1 Original microstructure of materials (500×)

圖2 預(yù)先熱處理工藝Fig.2 Preheat treatment process

試樣經(jīng) 880 ℃正火+680 ℃高溫回火預(yù)先熱處理的微觀組織見(jiàn)圖3。在經(jīng)過(guò)正火和高溫回火后，試樣基體組織為細(xì)小均勻的鐵素體和珠光體，回火后的組織與正火組織相差不大。預(yù)處理工藝中，正火充分改善了鍛造的組織，使其細(xì)化與均勻化，從而減少了后續(xù)淬火時(shí)構(gòu)件的變形開(kāi)裂傾向；回火降低了硬度，消除了正火產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力，減少了最終熱處理后的變形程度。

預(yù)先熱處理后開(kāi)展調(diào)質(zhì)工藝試驗(yàn)。試樣在400 ℃爐膛均溫后入爐，并加熱至淬火溫度，分別為800,850,900 ℃，并保溫 1 h，油淬?；鼗鸸に囈膊捎镁鶞乜刂品椒?，試樣在爐膛250 ℃均溫后入爐，并分別升溫至560,580,600 ℃，保溫2 h后，出爐空冷。

圖3 預(yù)先熱處理試樣組織（500×）Fig.3 Microstructure of sample after preheat treatment (500×)

2 結(jié)果分析

試樣經(jīng)過(guò)調(diào)質(zhì)處理后的微觀組織見(jiàn)圖4。可以看出，不同工藝的試樣組織差別不大，組織以回火索氏體為主，并分布有細(xì)小的碳化物顆粒，其中鎳鉻元素配合使用，顯著提高了鋼的淬透性。鎳對(duì)鐵素體具有良好的強(qiáng)化作用，使鋼在具有較高強(qiáng)度的同時(shí)，還能得到較高的沖擊韌度[11]。鉬元素除能細(xì)化晶粒，促使截面較大的鍛件性能均勻外，還可克服回火脆性[12]。

不同淬火溫度下試樣的力學(xué)性能見(jiàn)表2，不同回火溫度下試樣的力學(xué)性能見(jiàn)表3。可以看出，隨著淬火溫度升高，試樣的強(qiáng)度有所增加，伸長(zhǎng)率差別不大，在900 ℃時(shí)沖擊韌性有所下降。這是因?yàn)殡S著溫度上升，合金中的碳化物溶解更加充分，經(jīng)淬火后馬氏體回火析出的碳化物含量也較多，因此強(qiáng)度增加；另一方面，溫度升高使得Cr,Ni元素的溶解更加充分，從而使韌性增加，但奧氏體也隨之長(zhǎng)大，會(huì)降低韌性，因而沖擊功有所下降，但在兩種作用下并不明顯[13—14]。隨著回火溫度的升高，強(qiáng)度明顯降低，但伸長(zhǎng)率逐漸升高，沖擊韌性也稍有提升。經(jīng)調(diào)質(zhì)后的試樣組織主要由索氏體、碳化物顆粒和少量的回火馬氏體組成，粒狀的碳化物顆粒沿著索氏體邊界析出。隨著回火溫度的升高，組織中回火索氏體含量增加，析出的碳化物數(shù)量也增多，碳化物在 600 ℃后迅速聚集并發(fā)生粗化，因此導(dǎo)致強(qiáng)度的降低，塑性和韌性的升高[15—16]。綜上，34CrNiMo6鋼經(jīng)過(guò)預(yù)先熱處理后，再經(jīng)850 ℃淬火、580 ℃回火調(diào)質(zhì)，強(qiáng)度和塑性能夠得到合理的匹配。

圖4 試樣經(jīng)調(diào)質(zhì)后的微觀組織（500×）Fig.4 Microstructure of samples after quenching and tempering (500×)

表2 （800～900 ℃）淬火，580 ℃回火溫度下的試樣力學(xué)性能Tab.2 Mechanical properties of samples after quenching(800～900 ℃ ) and tempering (580 ℃)

表3 850 ℃淬火，（560～600 ℃）回火溫度下的試樣力學(xué)性能Tab.3 Mechanical properties of samples after quenching (850 ℃ ) and tempering (560～600 ℃)

沖擊試樣和拉伸試樣在850 ℃淬火、580 ℃回火后的斷口掃描分別見(jiàn)圖5和圖6?？梢钥闯觯诶鞌嗝婧蜎_擊斷面上都分布著大大小小、數(shù)量較多的韌窩，是明顯的韌性斷裂。沖擊試樣由于受到?jīng)_擊載荷的作用，韌窩沿著撕裂方向被拉長(zhǎng)，呈現(xiàn)拋物線形狀。

圖5 沖擊試樣經(jīng)850 ℃淬火、580 ℃回火后的斷口SEMFig.5 Fracture SEM of impact sample after being quenched at 850 ℃ and tempered at 580℃

圖6 拉伸試樣經(jīng)850 ℃淬火、580 ℃回火后的斷口SEMFig.6 Tensile SEM of impact sample after being quenched at 850 ℃ and tempered at 580℃

3 結(jié)論

1）正火+高溫回火預(yù)先熱處理中的正火使組織得到了充分的細(xì)化與均勻化，從而減少了后續(xù)淬火時(shí)構(gòu)件的變形開(kāi)裂傾向；回火減小了硬度，消除了正火產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力，減少了最終熱處理后的變形程度。

2）34CrNiMo6鋼經(jīng)調(diào)質(zhì)后，組織主要由回火索氏體、碳化物顆粒和少量的回火馬氏體組成，粒狀的碳化物顆粒沿著索氏體邊界析出。

3）隨著淬火溫度升高，試樣的強(qiáng)度有所增加，伸長(zhǎng)率差別不大，在900 ℃時(shí)沖擊韌性有所下降。隨著回火溫度升高，強(qiáng)度明顯降低，但伸長(zhǎng)率逐漸升高，沖擊韌性也稍有提升。